CN102747284B - 高强度高韧性船体结构用钢 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种高强度高韧性钢板，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.015-0.10％，Si：0.005-0.6％，Mn：0.4-2.50％，P≤0.015％，S≤0.01％，Nb：0.003-0.12％，Ti：0.003-0.02％，Al≤0.06％，N：0.001-0.006％，B：0.0005-0.0025％，O≤0.008％，Zr：0.001-0.10％，余量为Fe和不可避免的其它杂质元素，其中C、B、Ti、N满足C+10B＝0.05-0.11，Ti/N＞3的要求。所述钢板的制造方法包括：连铸板坯热轧，其中板坯加热温度：1100-1200℃，再结晶区轧制温度：920-1130℃，非再结晶区轧制温度：880-730℃，终止冷却温度：200-550℃，冷却速度：3-25℃/s。得到的钢板屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-40℃低温冲击功大于120J，适合用于船体结构。

Description

高强度高韧性船体结构用钢

技术领域

本发明涉及结构用钢及其制造方法，特别是涉及高强度低温冲击韧性优良的TMCP型含B元素船体结构及海洋平台用钢及其制造方法。

背景技术

TMCP(控轧控冷)钢板具有高强度高韧性的特点，其应用领域除了造船领域外，还涉及了海洋结构件、管线管和建筑、桥梁等各种领域。TMCP是一项节约合金和能源的工艺，从环保方面来看，它也是一项意义深远的技术。而在代表当今船板生产最先进工艺的TMCP船板研发方面目前宝钢，鞍钢，新钢已取得突破。而国外先进钢铁企业在TMCP船板产品的品种、规格、品质方面都非常完善。国外钢铁企业生产的高等级船板钢在国际船板市场上的竞争力更强，除了质量、钢级的优势，还有更重要的就是他们生产的船板钢的成本优势。结合经济环保型的TMCP工艺与经济环保型的化学成分体系，日本钢铁企业生产出竞争力非常强大的高等级船板钢。如日本、韩国钢铁企业正在研究利用B元素在钢中的特殊作用，取代钢中贵重的Ni、Cr、Cu等合金元素，结合TMCP工艺控制轧制生产的含B船板钢相比传统的微合金高强船板钢，碳当量低，合金元素加入量少，对钢板加工性能、焊接性能有大幅提高，更重要的是节省贵重元素的添加，经济优势非常明显。

早在20世纪二十年代就已经发现硼有提高钢的淬透性的作用，但因为找不到正确的加硼方法而未能得到实际应用，直到1937年美国解决了这一问题，才生产出世界上第一炉工业含硼钢。

硼钢具有一系列优点：只要加入极少量的硼，就能显著提高淬透性；硼钢的各种机械性能、工艺性能良好，价格低廉；硼的资源多，用量少，可以节约大量昂贵的合金元素，如：Ni、Cr、Mo、Cu等，因此硼钢一诞生就受到广泛的注意，人们对硼钢的研究产生极大兴趣，硼钢很快被广泛用于高强钢板、高强螺栓、弹簧钢以及一般碳素结构钢等。硼的主要优点是钢中含量极少就会明显改变钢的淬透性，但这也是它的一个主要缺点，即钢板性能对硼含量的微小变化都十分敏感，因此，在炼钢时需要进行严格的控制，即使在对硼含量小心的控制后，还必须考虑到淬透性也会随着钢的碳含量、合金成分、晶粒尺寸、奥氏体化温度的变化而变化。

钢中加入微量的硼，充分利用硼在相变动力学上的重要特性，加入硼可以明显抑制铁素体在奥氏体晶界上的形核，并可使贝氏体转变曲线变得扁平，从而在低碳的情况下，在较宽的冷却速度范围内可得到贝氏体组织。加入成本较低的硼元素，可以节约大量Ni、Cr、Cu、Mo等昂贵的合金元素。

未来的钢铁业，节能环保型产品和低成本优势将是企业的最大竞争力，含B船板钢的开发将作为经济型节能船板市场的起点，为国内经济型高强船板市场占据有利位置奠定基础。

CN101045976A公开了一种可超大线能量焊接低温用厚钢板，该专利申请采用低C-高Mn-Nb系低合金钢作为基础，适当提高Als的含量、C／Mn：0.020-0.050、Ti-B微合金化、Ca或REM处理、Ti/N：3.0-3.5。该专利Mn含量范围为1.5-1.8％，Ti／N值范围狭小，生产可制造性较差，且属于大线能量焊接钢板，在冶金机理上属于利用钢中析出粒子增加强韧性，与本发明钢板利用B元素增强钢板淬透性增强钢板强韧性机理不同，同时，本发明Mn含量范围在0.4-2.5％之间，Ti／N比可以在3.5以上，明显增加可制造性。

CN101050502A公开了一种大线能量焊接的高强度船板钢及其制造方法。该专利经炼钢、精炼后进行连铸、热轧，保持钢水中的氧含量在10-600ppm，用Fe-Ti合金或者金属Ti进行脱氧后加入Ca、Mg、Zr中的一种；再用Al线进行最终脱氧后加入B，铸坯经均热、轧后控制驰豫、在线冷却即可。与本发明相比，该专利利用弛豫析出技术控制析微细B析出粒子增强钢板的大线能量焊接性，同时加入Ca或Mg、或Zr夹杂物变质元素提高钢板的大线能量焊接热影响区焊接性能，本发明虽然也加入Zr，但Zr在钢中的作用主要是强碳化物析出强化和细化晶粒的作用，故在成分设计、强韧机理和轧制工艺上该专利皆与本发明不同。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有TMCP型低成本含B高强度高韧性船体结构用钢。

为实现上述目的，本发明的具有优良低温韧性的TMCP型含B高强度高韧性钢板，其化学成分(重量百分比wt％)为：C：0.015-0.10％，Si：0.005-0.6％，Mn：0.4-2.50％，P≤0.015％，S≤0.01％，Nb：0.003-0.12％，Ti：0.003-0.02％，Al≤0.06％，N：0.001-0.006％，B：0.0005-0.0025％，O≤0.008％，余量为Fe和不可避免的其它杂质元素，其中C、B、Ti、N满足C+10B=0.05-0.11，Ti／N＞3的要求。

本发明的另一个目的是提供上述具有优良低温韧性的TMCP型含B高强度高韧性钢板的制造方法，该方法包括：

转炉或电炉冶炼，炉外精炼，连铸；

热轧工艺：板坯加热温度：1100-1200℃，再结晶区轧制温度：920-1130℃，非再结晶区轧制温度：880-730℃，终止冷却温度：200-550℃，冷却速度：3-25℃／s。

本发明采用低C和Nb-Ti-B微合金成分体系，并加入细化晶粒元素Zr，经转炉冶炼、LF+RH真空冶炼、连铸、控制轧制及控制冷却(TMCP)等工艺，生产制造屈服强度≥355MPa、抗拉强度≥490MPa、-40℃低温冲击功大于120J的高强度高韧性船体结构用钢。还可以达到屈服强度≥385MPa，抗拉强度≥500MPa，延伸率≥25％，-40℃低温冲击功大于300J。

本发明从充分利用B元素的特性出发，在成分设计及工艺技术特点上不同于文献中报道专利，按本发明生产出的TMCP型低成本高强高韧船板，在-40℃具有＞120J的高低温冲击韧性，同时具有良好的焊接性能，以及更容易实现的可制造性。可以应用在船体结构和海洋平台用厚板。与上述现有技术相比，本发明的合金配方相对简单，充分利用B元素的淬透性对钢板强韧性的贡献，极大地降低了生产制造成本和增加了生产可制造性，同时低碳当量也显著改变钢板的焊接性能；它以低碳为特点，并利用特殊的成分配比和冶炼工艺保证B元素在钢中的有效作用得到了充分发挥，避免恶化钢板低温韧性的B元素C、N化物析出颗粒的形成，使得利用本发明生产的高强度船板钢产品具有-40℃下的夏比冲击功可以达到120J以上的优异低温韧性。

具体实施方式

以下结合实施例对本发明的含B元素TMCP高强度高韧船板钢的特点和优点进行详细说明。

本发明中，除非另有指明，含量均指重量百分比含量。

为了实现提供含B元素TMCP高强度高韧船板钢的目的，各元素控制如下：

C碳：钢中最经济、最基本的强化元素，通过固溶强化和析出强化对提高钢的强度有明显作用，但是提高C含量对钢的延性、韧性和焊接性有负面影响，因此近代钢的发展过程是不断降低C含量的过程。降低C含量一方面有助于提高钢的韧性，另一方面可改善钢的焊接性能，而在含B钢中，随着碳含量的增加，B元素增强钢板淬透性的作用将逐渐减弱，故本发明将C含量范围控制在0.015-0.10％，优选为C：0.018-0.096％。

Mn锰：通过固溶强化提高钢的强度，是钢中补偿因C含量降低而引起强度损失的最主要且最经济的强化元素。Mn还是扩大γ相区的元素，可降低钢的γ→α相变温度，有助于获得细小的相变产物，可提高钢的韧性、降低韧脆转变温度。因此对于以相变强化为主的含B高强高韧钢板，将Mn含量控制在0.4-2.5％范围，优选为Mn：0.2-2.4％。

Si硅：Si在钢中不形成碳化物，而是以固溶形态存在于铁素体、贝氏体中，提高钢中铁素体、针状铁素体、贝氏体的强度。Si的固溶强化作用较Mn、Nb、Cr、W、Mo和V强。Si降低奥氏体中碳的扩散速度，使CCT曲线铁素体和珠光体C曲线向右移动，有利于连续冷却过程中形成贝氏体组织。本发明中控制Si≤0.6％，优选为Si：0.2-0.55％。

Nb铌：是现代微合金化钢中最主要的元素之一，对晶粒细化的作用十分明显。通过热轧过程中NbC应变诱导析出阻碍形变奥氏体的回复、再结晶，经控制轧制和控制冷却使非再结晶区轧制的形变奥氏体组织在相变时转变为细小的相变产物，以使钢具有高强度和高韧性，本发明配合适量C含量，充分发挥NbC的作用，故设计Nb含量范围在0.003-0.12％，优选为Nb：0.005-0.11％。

Ti钛：强固N元素，Ti/N的化学计量比为3.42，利用0.02％左右的Ti就可固定钢中60ppm以下的N，在板坯连铸时可形成细小的高温稳定的TiN析出相。这种细小的TiN粒子可有效地阻碍板坯再加热时的奥氏体晶粒长大，有助于提高Nb在奥氏体中的固溶度，同时Ti固定N元素避免形成BN粒子恶化钢板冲击韧性，对改善焊接热影响区的冲击韧性也有明显作用，故本发明设计Ti含量范围为0.003-0.020％，优选为Ti：0.006-0.018％。

N氮：氮在钢中易与B、Ti等元素生成粗大析出物，降低钢的韧性、焊接性能、热应力区韧性，使钢材脆性增加；另一方面氮会造成连铸坯开裂，故对于含B元素高强高韧钢板，应该尽量控制N含量，同时从生产角度考虑，过低的N含量控制增加生产成本，故本发明设计N含量范围0.001-0.006％，优选为N：0.0015-0.0056％。

A1铝：为了脱氧而加入钢中的元素，添加适量的Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能，故本发明中控制Al≤0.06％，优选为A1：0.03-0.05％。

B硼：微量B能有效推迟铁素体形核，增强钢板淬透性，能有效的增强钢板冷却能力，增强钢板强韧性能，使钢板的整体性能均匀、稳定；但B也易在钢中与N结合形成BN析出粒子恶化钢板韧性，稳定控制难度较大，且含量过多不利于钢板的韧性，故本发明设计B含量0.0005-0.0025％，优选为B：0.0006-0.0023％。

Zr锆：钢中加入少量锆可以有效抑制热轧过程中形变奥氏体的长大、回复、再结晶，并具有抑制夹杂物形态和改善钢板焊接热影响区韧性的效果，使钢板具有高强度和高韧性，本发明设计Zr含量范围在0.001-0.1％，优选为Zr：0.004-0.096％。

O氧：在含B元素的TMCP钢中，O与B有很强的亲和力，二者易结合生成硼的氧化物，为了充分保护固溶硼的含量，在含硼船板钢中需要控制氧含量，故本发明中设计氧含量小于0.008％优选为O≤0.0075％。

上述钢通过如下工艺路线制造：

工艺路线：冶炼→炉外精炼→连铸→板坯再加热→控制轧制→控制冷却→堆垛冷却。

具体如下：

冶炼：转炉或电炉

炉外精炼：炉外精炼采用LF+RH的冶炼流程，从转炉开始控制氧、氮含量在低位，喂Al、Ti线充分脱氧、脱氮，Nb、Ti的微合金化处理后在氧、氮的低位喂入硼铁包芯线进行硼处理。其中“低位”通常指在精炼过程中氧、氮水平最低的时候。

连铸：连铸采用长水口氩封保护浇注，低过热度浇注。

热轧工艺：

1)板坯加热温度：1100-1200℃；优选为1110-1200℃。

2)再结晶区轧制温度：920-1130℃；优选为960-1130℃或920-1100℃。

3)非再结晶区轧制温度：880-730℃；优选为880-750℃或830-730℃。

4)终止冷却温度：200-550℃；优选为380-550℃。

5)冷却速度：3-25℃／s，优选为3-20℃／s。

采用上述的成份和工艺，保证了不同厚度规格的含B船板钢在经过控制轧制和控制冷却后具有针状铁素体组织+少量多边形铁素体组织，这种组织保证了钢板的高强度以及优良的低温韧性。

本发明钢充分利用B在钢中强淬透性的作用，代替Ni、Cr、Cu等合金元素，由

Ceq=C+Mn／6+(Cr+Mo+V)／5+(Ni+Cu)／15，

Pcm=C+Si／30+(Mn+Cu+Cr)／20+Ni／60+Mo／15+5B

可知，本发明钢具有低的Ceq和Pcm指数(相比较常规的微合金成分体系，生产同样等级和规格的E36、E40级钢板，本发明碳当量Ceq能降低0.03-0.06％；Pcm的降低根据微合金元素的减少量不同而不同)，焊接性能优良，且具有较好的可切割性能；

根据本发明的技术方案生产的船体结构用钢板性能能够达到以下要求。

表1

按照本发明钢化学成份要求，设计6种不同的化学成分，并结合合适的控轧控冷工艺，以制造满足不同厚度和强度级别要求的TMCP含B船体结构用钢，具体化学成份见表。

表2是本发明实施例钢的化学成分。

表2本发明实施例钢的成分(wt％)

具体实施工艺如下

实施例1：

热轧工艺加热温度：1180±20℃，再结晶区轧制温度1130-980℃，中间待温厚度100mm，非再结晶区轧制温度830-800℃。终止冷却温度550-500℃。冷却速度3-8℃／s。

实施例2：

热轧工艺加热温度：1180±20℃，再结晶区轧制温度1120-960℃，中间待温厚度120mm，非再结晶区轧制温度820-800℃。终止冷却温度500-450℃。冷却速度8-10℃／s。

实施例3：

热轧工艺加热温度：1150±20℃，再结晶区轧制温度1100-980℃，中间待温厚度150mm，非再结晶区轧制温度800-740℃。终止冷却温度460-420℃。冷却速度8-12℃／s。

实施例4：

热轧工艺加热温度：1150±20℃，再结晶区轧制温度1100-980℃，中间待温厚度150mm，非再结晶区轧制温度800-730℃。终止冷却温度450-400℃。冷却速度10-12℃／s。

实施例5：

热轧工艺加热温度：1130±20℃，再结晶区轧制温度1120-980℃，中间待温厚度180mm，非再结晶区轧制温度800-740℃。终止冷却温度420-380℃。冷却速度15-20℃／s。

实施例6：

热轧工艺加热温度：1130±20℃，再结晶区轧制温度1110-980℃，中间待温厚度150mm，非再结晶区轧制温度800-750℃。终止冷却温度480-420℃。冷却速度10-12℃／s。

实施结果：

采用上述不同的实施工艺进行轧制，并对成品板进行棒状拉伸(Φ14mm)(GB／T228)、全尺寸夏比冲击试验(GB／T229)，得到的性能结果如表3所示。

表3

根据本发明得到的高强度高韧性钢板的屈服强度≥355MPa，抗拉强度≥490MPa，延伸率≥20％，-40℃低温冲击功大于120J。优选地，屈服强度≥385MPa，抗拉强度≥500MPa，延伸率≥25％，-40℃低温冲击功大于300J。

根据本发明的成分和工艺，可以在设备条件允许的情况下，生产操作较易进行，具有一定的推广应用的可能性。尤其随着世界经济的发展和贸易的增长，船舶需求量不断上升，从民用和军用双方面来看，船舶工业都有着广阔的发展前景。而传统高等级船板的生产制造成本随着矿产资源的紧张价格越来越高，这就会对经济型的高等级船板的生产制造提出需求，本发明即对此需求的最好回应和准备。

Claims (19)

1.一种TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.015-0.10％，Si：0.005-0.6％，Mn：0.4-2.50％，P≤0.015％，S≤0.01％，Nb：0.003-0.12％，Ti：0.003-0.02％，Al≤0.06％，N：0.001-0.006％，B：0.0008-0.0025％，O≤0.008％，Zr：0.001-0.10％，余量为Fe和不可避免的其它杂质元素，其中C、B、Ti、N满足C+10B＝0.05-0.11，Ti/N＞3的要求；

所述钢板通过包含如下步骤的方法制造：

转炉或电炉冶炼，炉外精炼，连铸；炉外精炼采用LF+RH的冶炼流程，从转炉开始控制氧、氮含量在低位，喂Al、Ti线充分脱氧、脱氮，Nb、Ti的微合金化处理后在氧、氮的低位喂入硼铁包芯线进行硼处理；

热轧工艺：板坯加热温度：1100-1200℃，再结晶区轧制温度：920-1130℃，非再结晶区轧制温度：730-880℃，终止冷却温度：200-550℃，冷却速度：3-25℃/s。

2.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，C：0.018-0.096％。

3.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，Mn：0.5-2.4％。

4.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，Si：0.2-0.55％。

5.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，Nb：0.005-0.11％。

6.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，Ti：0.006-0.018％。

7.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，Al：0.03-0.05％。

8.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，N：0.0015-0.0056％。

9.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，O≤0.0075％。

10.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，B：0.0008-0.0023％。

11.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，Zr：0.004-0.096％。

12.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，再结晶区轧制温度为960-1130℃。

13.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，再结晶区轧制温度为960-1100℃。

14.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，非再结晶区轧制温度为730-830℃。

15.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，非再结晶区轧制温度为750-880℃。

16.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，终止冷却温度为380-550℃。

17.如权利要求1所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，冷却速度：3-20℃/s。

18.如权利要求1-17任一所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，屈服强度≥355MPa，抗拉强度≥490MPa，延伸率≥20％，-40℃低温冲击功大于120J。

19.如权利要求18所述的TMCP型含硼高强度高韧性钢板，其特征在于，屈服强度≥385MPa，抗拉强度≥500MPa，延伸率≥25％，-40℃低温冲击功大于300J。